鋼中奧氏體的形成

1、鋼中奧氏體的形成第1頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三間隙大?。?Fe點陣常數(shù)為3.64時，最大空隙的半徑為0.52，C原子半徑0.77奧氏體點陣常數(shù)：C原子進入空隙后，引起點陣畸變，點陣常數(shù)增大。溶入碳越多，點陣常數(shù)越大。第2頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三碳在奧氏體中最大溶解度：2.11wt%（1148oC），而不是八面體空隙被填滿時的17.7wt%。按最大溶解度計算，大約2.5個-Fe晶胞中才有一個C原子。合金鋼中的奧氏體：是C及合金元素溶于-Fe中形成的固溶體。Mn、Si 、Cr、Ni、Co等合金元素溶入-Fe后將取代Fe原子形成置換式

2、固溶體，引起點陣畸變和點陣常數(shù)變化。所以合金奧氏體的點陣常數(shù)除與碳含量有關外，還與合金元素的含量及合金元素原子和Fe原子的半徑差等因素有關。穩(wěn)定存在溫度：Fe-C合金：727以下不穩(wěn)定相Fe-C合金中加入足夠數(shù)量的擴大相區(qū)的合金元素，室溫、室溫以下穩(wěn)定奧氏體鋼：能在室溫下以奧氏體狀態(tài)使用的鋼。奧氏體呈順磁性，無磁鋼奧氏體的物理性能：密度最高，比體積最小，線膨脹系數(shù)最大，導熱性能最差，加熱速度？滑移系多，屈服強度低，易塑性變形，塑性成型？第3頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三Fe-Fe3C相圖：A1以下：A1以上：繼續(xù)升溫：亞共析鋼過共析鋼奧氏體的成份沿GS和ES曲線變化

3、GSE線以上，單相奧氏體。第二節(jié) 奧氏體形成的熱力學條件第4頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三相變驅動力： Gv 系統(tǒng)自由能變化： G=VGv + S +V GsV： S： ：單位面積界面能Gs：應變能注：奧氏體在高溫下形成，應變能較小，相變的阻力主要是界面能共析鋼奧氏體和珠光體的體積自由能隨溫度的變化曲線：交于1點（727C）727C時，兩相自由能相等，相變不會發(fā)生高于A1時，Gv為負值，珠光體將轉變?yōu)閵W氏體。反之奧氏體將轉變?yōu)橹楣怏w。相變必須在有過熱（過冷）的條件下才能進行第5頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三加熱(冷卻)速度對臨界點影響：

4、加熱（冷卻）速度越大，過熱（過冷）程度也越大。 加熱和冷卻時發(fā)生轉變的溫度（即臨界點）不在同一溫度加熱時的臨界點：Ac1，Ac3，Accm, 冷卻時的臨界點：Ar1，Ar3，Arcm加熱速度和冷卻速度為0.125/min時，臨界點的移動第6頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三共析成分珠光體：加熱至Ac1以上，將轉變成單相奧氏體第三節(jié) 奧氏體的形成機制碳的擴散與重新分布、點陣重構： 三者點陣結構相差很大，碳含量也不一樣轉變?nèi)^程分為四個階段： 奧氏體晶核形成、奧氏體晶核長大 滲碳體溶解、奧氏體成分均勻化第7頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三一、奧氏體

5、晶核的形成形核位置 共析鋼中：通常形成于鐵素體和滲碳體交界面 優(yōu)先部位：珠光體團邊界，珠光體與先共析鐵素體間的界面 亞共析鋼中 過熱度小，優(yōu)先在珠光體團界、鐵素體/珠光體界面形成 過熱度大，也可以在片狀珠光體團內(nèi)部鐵素體/滲碳體界面形核 快速加熱，過熱度大，奧氏體臨界晶核半徑小，成分范圍大， 故也可在鐵素體內(nèi)亞晶界上形成。亞共析鋼中奧氏體形核兩相區(qū)加熱單相區(qū)加熱第8頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三 ，20CrMnTi鋼淬火+高溫回火組織(+Fe3C) 加熱到兩相區(qū)時奧氏體的形成第9頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三二、奧氏體晶核的長大A在F和F

6、e3C界面形成，長大時-和-Fe3C相界面推進奧氏體核在T1形成，相界面平直，界面處各相的碳濃度C-：與A接觸的F的C濃度 C-c：與Fe3C接觸的F的C濃度C-：與F接觸的A的C濃度 C-c：與Fe3C接觸的A的C濃度Cc-：與A相接觸的Fe3C的C濃度（6.67%） 奧氏體內(nèi)：出現(xiàn)碳濃度梯度， C從高濃度的奧氏體/滲碳體界面向 低濃度的奧氏體/鐵素體界面擴散鐵素體內(nèi)：C在奧氏體中擴散的同時，也在鐵素體中擴散. 這種擴散同樣也促進奧氏體的長大，但作用甚微。第10頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三共析鋼奧氏體晶核長大示意圖a) 相界面推移示意圖；b) 奧氏體在T1溫度形

7、核時各相中C濃度第11頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三三、滲碳體的溶解和奧氏體的均勻化Fe3C溶解 奧氏體核形成后，向Fe3C中長大的速度較低，鐵素體全部消失后將殘留一部分Fe3C 隨保溫時間延長，殘留Fe3C將繼續(xù)溶入奧氏體奧氏體成分的均勻化 Fe3C溶解結束時，奧氏體中仍存在C濃度梯度，繼續(xù)通過擴散過程消除，稱為奧氏體均勻化。第12頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三奧氏體形成速度取決于形核率N和線生長速度v。在等溫條件下，N和v均為常數(shù)。一、形核率在奧氏體均勻形核的條件下，形核率N與溫度T之間的關系為：第四節(jié) 奧氏體等溫形成動力學C常數(shù)；

8、Gm擴散激活能；T絕對溫度； k波爾茲曼常數(shù)；G*臨界形核功；轉變溫度升高，形核率N迅速增大 原子擴散能力增加、相變驅動力增大，臨界形核功G*減小、 奧氏體形核所需要的C濃度起伏減小。提高加熱速度，奧氏體晶粒細化 奧氏體形成溫度升高，奧氏體形核率急劇增大第13頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三表2-1 奧氏體形核率N和線生長速度v與溫度的關系轉變溫度oC形核率N1/mm3s線生長速度v（mm/s）轉變完成一半所需的時間s740760780800228011000515006160000.00050.0100.0260.041100931第14頁，共48頁，2022年，5

9、月20日，22點50分，星期三二、線生長速度與長大機制有關：碳在A中擴散控制，碳在F中擴散控制長大受碳在A中擴散控制：A在F和Ce之間，兩側向F與Ce推移， 速度為兩側推移速度之和，取決于碳原子在A中傳輸速度碳原子傳輸速度：碳在A中的擴散系數(shù)、濃度梯度溫度升高，擴散系數(shù)增加，濃度梯度則與A的厚度以及溫度決定的 濃度差（C-c-C-）有關由擴散定律導出A長大的界面推移速度K常數(shù) DCC在奧氏體中的擴散系數(shù)dC/dX相界面處A中C的濃度梯度 C與F接觸的A的C濃度 C 與奧A接觸的F的C濃度； C C與Ce接觸的A的C濃度負號表示下坡擴散第15頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星

10、期三A界面向兩側推移速度與D及dC/dX成正比，與界面兩側碳濃度差成反比T，D呈指數(shù)增加、C-c與C-差值增加而使Dc/Dx增加、 界面兩側碳濃度差（C- c - ）及（6.67- C-c ）均減小，故V 及V C均隨溫度升高而增加。F位于A與Ce中間：A長大將受碳在F中擴散控制。同樣可推導出V 為：Dc : dC/dX: F中D大，但式中dC/dX小，所以長大速度很小 綜上：溫度升高，長大? 第16頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三三 奧氏體等溫形成動力學曲線共析鋼等溫形成：形核率N和生長速度v為常數(shù)奧氏體等溫形成動力學曲線：轉變量與轉變時間的關系，可得出各個溫度下等

11、溫形成的開始及終了時間，溫度越高，N和v越大，等溫形成動力學曲線越靠左，等溫形成的開始及終了時間越短，見表2-1。奧氏體等溫形成圖：不同溫度等溫形成的開始及終了時間綜合繪制在轉變溫度與時間坐標系上，TTT圖0.86%C鋼奧氏體等溫形成動力學曲線(a)和等溫形成圖(b)第17頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三A形成有孕育期轉變開始：轉變終了：圖中終了曲線對應F全部消失時間，還有滲碳體全部溶解、A成分完全均勻化，所需的時間都很長圖2-10 共析鋼奧氏體等溫形成圖第18頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三亞共析鋼、過共析鋼：P全部轉變?yōu)锳后，F(xiàn)或Ce繼續(xù)

12、轉變 需要通過C原子在A中的擴散及A與剩余相間相界推移來進行 F轉變終了曲線、Ce溶解終了曲線畫在A等溫形成圖中 過共析鋼的Ce溶解和A成分均勻化所需時間要長得多奧氏體等溫形成圖 (a) 1.2%C鋼) (b)0.45%C鋼第19頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三四、影響奧氏體形成速度的因素：溫度、原始組織、化學成分等 影響A形核率、線生長速度，從而影響A形成速度（一）加熱溫度溫度高，轉變快相變驅動力增大，C原子擴散快，N及V均大大增加，表2-1，A形成速度快圖2-10，奧氏體形成溫度越高，轉變的孕育期越短，轉變完成時間也越短快速加熱細化晶粒溫度升高，形核率增速高于生長

13、速度增速。表2-1，轉變溫度從740oC提高到800oC時，形核率增長270倍，而線生長速度只增加80倍。A形成溫度越高，所得起始晶粒越細?？焖偌訜?、短時保溫等強韌化處理新工藝 高碳工具鋼溫度升高，A/F界面向F推移的速度與A/Ce界面向Ce推移的速度之比也增大。如，780oC時，二者之比為14.8， 800oC時，為19.1（由式2-4計算）。A形成溫度升高，F(xiàn)消失時殘留Ce量增大，A的平均碳含量降低。第20頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三(二)鋼的碳含量和原始組織鋼中C越高，A形成越快 鋼中C增加，Ce增多，增加F/Ce相界面，增加A形核部位，N增大 Ce量增加后

14、，C擴散距離減少 C和Fe原子的擴散系數(shù)也增大，這些加快A的形成。 但過共析鋼中，Ce數(shù)量過多，隨C增加，也會引起殘留Ce溶解和 A均勻化時間的延長。原始組織越細，A形成越快 鋼成分相同，原始組織中Ce分散度越高，F(xiàn)/Ce界面越多，N越大 Ce分散度高、P片間距減小，A中C的濃度梯度增大，擴散加快 760oC時，P片間距從0.5m減至0.1m，A線生長速度約增7倍 鋼原始組織為屈氏體時，A形成速度比S和P都快原始組織為片狀P，比粒狀P的A形成快 片狀P中的Ce呈薄片狀，相界面大，所以加熱時A形核率高第21頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三 不影響P到A轉變機制，影響：C

15、e穩(wěn)定性、C在A中擴散系數(shù)，且在Ce和基體間分配不同 因此Me影響A的形成速度、碳化物溶解、奧氏體均勻化速度影響擴散 強碳化物形成元素Cr、Mo、W等：降低C在A中擴散系數(shù)，顯著減 慢A形成速度 非碳化物形成元素Co和Ni：增大C在A中擴散系數(shù)，加速A形成 Si和Al：對C在A中擴散影響不大，對A形成速度無顯著影響影響臨界點及A形成速度Me改變A1、A3、Acm等位置，并使之擴大為一個溫度范圍，改變相變時的過熱度，影響奧氏體形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1點，相對地增大過熱度，提高A形成速度Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1點，相對地降低過熱度，減慢奧A形成速度(三)合金元素

16、Me的影響第22頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三影響珠光體片層間距、改變C在A中的溶解度 影響相界面濃度差、C在A中濃度梯度、形核功等，影響A形成速度Me在鋼中的分布是不均勻 非碳化物形成元素主要分布在相中，如Ni、Si； 弱碳化物形成元素主要分布在Fe3C中，如Mn； 強碳化物形成元素主要分布在特殊碳化物中，如Mo、W、V、Ti等。 鋼中含1%Cr時，退火狀態(tài)下碳化物中約含5%Cr，而-Fe中僅含0.5%Cr，可見Cr主要集中在碳化物中。 鋼中含4%Ni時，在退火狀態(tài)下碳化物中僅含1%Ni，大部分存在于固溶體中。 Me在鋼中分布的不均勻性，在碳化物完全溶解后也還存在

17、 合金鋼A均勻化，C均勻化外，Me均勻化。由于Me的擴散系數(shù)僅相當于碳的1/10001/10000，同時，碳化物形成元素還降低C在A中的擴散系數(shù)，故VC、TiC等特殊碳化物更難于溶解。 因此，合金鋼A均勻化過程比碳鋼長得多。 為使合金鋼A成分均勻化，較高溫度和較長時間。第23頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三第五節(jié) 連續(xù)加熱時奧氏體的形成 生產(chǎn)條件下，加熱速度較快，A多在連續(xù)加熱過程形成。 A形成過程可看成是許多等溫過程的疊加。 與等溫形成過程一樣，經(jīng)過形核、長大、殘留Ce溶解、A均勻化四個階段，但有特點：第24頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三

18、 連續(xù)加熱條件下A形成的熱分析曲線 等速加熱，A形成過程的熱分析曲線呈馬鞍形。 加熱速度不大：轉變速度小，吸收的熱量（相變潛熱）q亦很小，外界提供熱量Q等于轉變消耗熱量q，全部熱量用于形成A，溫度不再上升，出現(xiàn)平臺，轉變在等溫下進行。 加熱速度快：此時Qq，供給熱量除用于轉變外尚有剩余，將使溫度繼續(xù)上升，但升溫速度減慢，因而偏離直線，如圖中aa1段。 隨轉變溫度升高，轉變速度加快，轉變所需熱量增加，當達到q=Q時，將出現(xiàn)平臺。隨轉變速度進一步加快，A大量形成，消耗大量熱量，導致qQ，溫度開始下降，出現(xiàn)a1c段；最后，轉變速度逐漸降低，當Qq時，溫度復又上升。一、轉變在一個溫度范圍內(nèi)完成 鋼連續(xù)

19、加熱時，A形成的各個階段都是在一個溫度范圍內(nèi)完成的，且隨加熱速度的增大，各個階段的轉變溫度范圍均向高溫推移并擴大。第25頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三 提高加熱速度，aa1段向高溫推移，下降段逐漸消失，兩者合并為一斜率較小的直線且隨加熱速度的進一步提高繼續(xù)向高溫推移并縮短。 0.85%C鋼在不同加熱速度下的加熱曲線 第26頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三二、轉變速度隨加熱速度增加而增加 從圖2-14中，得出不同加熱速度下的A形成開始及終了的溫度與時間。 將開始點及終了點連接成線，得出共析碳鋼在連續(xù)加熱時的A形成圖。 加熱速度越快，開始和終了

20、溫度越高，轉變所需時間越短，即A形成速度越快 連續(xù)加熱時，P到A轉變的各個階段都不是在恒定的溫度下進行的，而是在一個相當大的溫度范圍內(nèi)進行的，加熱速度越快，轉變溫度范圍越大。圖2-15 共析碳鋼連續(xù)加熱時的奧氏體形成圖（V1V2V3V4）第27頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三 三、奧氏體成分不均勻性隨加熱速度增大而增大 連續(xù)加熱時，速度增加，轉變溫度高，C-減小，C-c增大：Ce來不及充分溶解，C和Me的原子來不及充分擴散。結果A中碳、Me分布不均勻 圖2-16 加熱速度和溫度對40鋼A內(nèi)高碳區(qū)最高碳含量的影響 隨加熱速度的升高，高碳區(qū)內(nèi)最高碳含量也增大，并向高溫方向

21、推移。 原為P和F區(qū)域內(nèi)的A碳含量差別增大，并且剩余碳化物數(shù)量增多，導致A基體的平均碳含量降低。生產(chǎn)中可能出現(xiàn)： 亞共析鋼：加熱速度快，保溫時間短，淬火后得到碳含量低于平均成分的M和尚未完全轉變的F及碳化物，應注意避免，辦法是細化原始組織 高碳鋼：碳含量低于共析成分的低、中碳M及剩余碳化物，提高韌性加熱速度和溫度對0.4%C鋼A中高碳區(qū)最高碳含量的影響第28頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三， 。 四、奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細化 快速加熱，轉變過熱度增大，A形核率急劇增大，線生長速度也隨之增加，但較少，長大時間短，A晶粒來不及長大，立即淬火可以獲得超細組織。

22、 如，采用超高頻脈沖加熱（時間為10-3s）淬火后，在兩萬倍的顯微鏡下也難以分辨出A晶粒大小。 綜上所述， 連續(xù)加熱時，隨加熱速度增大，A形成被推向高溫，A起始晶粒細化 同時，由于殘留碳化物數(shù)量隨加熱速度增加而增多，故A的平均碳含量下降. 這兩個因素均可提高淬火M的強韌性。 近年來發(fā)展起來的快速加熱、超快速加熱和脈沖加熱淬火均是據(jù)此而發(fā)展出來的。第29頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三第六節(jié) 奧氏體晶粒長大及其控制 A晶粒大小對冷卻轉變過程及所得組織、性能影響很大 了解A晶粒長大規(guī)律，控制A晶粒大小意義很大一、奧氏體晶粒度A晶粒度：表示A晶粒大小 n：放大100倍時，1

23、平方英寸面積內(nèi)的晶粒數(shù)（個/in2）N：A晶粒度級別14級粗晶粒（晶粒平均直徑為0.250.088mm），58級細晶粒（晶粒平均直徑為0.0620.022mm），8級以上為超細晶粒。 隨著控制軋制、控制冷卻工藝的發(fā)展，已經(jīng)很容易獲得1112級超細晶粒鋼（晶粒平均直徑小于10m），性能大幅度提高 國家標準GB6394-86備有標準評級圖第30頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三三種A晶粒度：起始晶粒度：A形成過程剛結束時的晶粒度 取決于形核率N和線生長速度V， N/V值越大，n越大，晶粒越細 加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響實際晶粒度：熱處理加熱終了時的晶粒度 取決于鋼材的本

24、質晶粒度及實際加熱條件。加熱溫度越高，保溫時間越長，越粗大本質晶粒度：YB2764（93010oC、保溫38h）的晶粒度： 本質細晶粒鋼，本質粗晶粒鋼表示鋼在一定的條件下A晶粒長大的傾向性，決定于鋼種、冶煉方法等第31頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三二、影響A晶粒長大的因素A晶粒形成后，長大，規(guī)律：大晶粒吞并周圍小晶粒而使總晶界面積減小長大驅動力：界面能減小，與晶界曲率半徑和界面能有關。 晶界曲率半徑越小（晶粒越細），界面能越大，A晶粒長大驅動力越 大，即晶粒長大的傾向性越強。長大阻力：分布在晶界上的未溶粒子則對晶界起釘扎作用 可見，晶粒長大過程受加熱速度、加熱溫度、

25、保溫時間、鋼的成分、未 溶粒子的性質、數(shù)量、大小和分布，以及原始組織等因素的影響。（一）加熱溫度和保溫時間的影響溫度越高，時間越長，A晶粒就越粗大。每一溫度保溫過程中都有一個加速長大期，一定的大小后，長大趨勢將減緩直至停止長大。 溫度越高，A晶粒長大得越快，也長得越大。A晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關系（0.48%C，0.82%Mn鋼）第32頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三A晶粒平均長大速度 （晶粒平均直徑隨時間的變化率）與晶界遷移速率及晶粒長大驅動力（總晶界能）成正比，與晶粒平均直徑 成反比 K常數(shù)k波爾茲曼常數(shù)；T絕對溫度；Gm擴散激活能；由可見，加熱溫度升高，

26、A晶粒長大速度成指數(shù)關系迅速增大。同時，晶粒越細小，界面能越高，晶粒長大速度越大。當晶粒長大到一定限度時，由于 增大，減小，而使 降低，即長大速度減慢。第33頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三（二）加熱速度的影響 加熱速度越大，A形成溫度越高，形核率與長大速度之比隨之增大（見表2-1），因此快速加熱時可以獲得細小的起始晶粒度。加熱速度越快，A起始晶粒度越細小（圖2-19）。所以，快速加熱，短時間保溫可以獲得細小的A晶粒。 但如長時間保溫，由于A起始晶粒細小，加之加熱溫度高，A晶粒很容易長大。圖2-19 奧氏體晶粒大小與加熱速度的關系第34頁，共48頁，2022年，5月2

27、0日，22點50分，星期三（三）碳含量的影響 溫度、時間一定時，A晶粒大小隨鋼中碳含量的增加先增后減，出現(xiàn)極大值。極大值與加熱溫度有關（圖2-20）。 碳含量增加時，C原子在A中的擴散系數(shù)及Fe的自擴散系數(shù)均增大，故A晶粒長大傾向增大。 超過一定碳含量，出現(xiàn)阻止A晶粒長大的二次滲碳體，故隨鋼中碳含量的增加，二次數(shù)量增多，阻止A晶粒長大，使A晶粒度增加。 過共析鋼在Ac1-Accm之間加熱時，可以保持較為細小的晶粒，而在相同的加熱溫度下，共析鋼的晶粒長大傾向最大，這是因為共析鋼的A中沒有未溶二次。圖2-20 鋼中碳含量對A晶粒長大的影響（保溫時間均為3h）第35頁，共48頁，2022年，5月20

28、日，22點50分，星期三 （四）合金元素的影響Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta強碳、氮化合物形成元素，形成熔點高、穩(wěn)定性強、不易聚集長大的NbC、NbN、Nb（C、N）、TiC等化合物，阻止晶粒長大W、Mo、Cr等形成較易溶解碳化物，也能阻止A晶粒長大，影響程度中等。不形成化合物的Si和Ni，影響很小，Cu幾乎沒有影響。Mn、P、C、O：一定限度以下時，增大A晶粒長大傾向。 未溶粒子阻力，與粒子體積分數(shù)及A晶界的界面能成正比，與未溶粒子半徑成反比，未溶粒子量越多，越細，阻力越大。 曲面晶界提供的A晶界移動的推力決定于界面曲率半徑。A晶粒長大，晶界曲率半徑增加，推力降低，當降到與未溶粒子提供的阻

29、力相等時晶界停止移動，停止長大。 加熱溫度超過未溶粒子溶解溫度，粒子消失，A晶粒將迅速長大本質粗、細晶粒鋼差異：脫氧方法：Al脫氧 Si、Mn脫氧少量Nb、V、Ti Ti、Zr、Nb、V、Al對A晶粒粗化溫度的影響第36頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三 三、鋼在加熱時的過熱現(xiàn)象過熱：熱處理加熱不當（溫度過高、時間過長），引起A實際晶粒度粗大，隨后淬火或正火時得到十分粗大的組織，從而使鋼的機械性能顯著惡化（如沖擊韌性下降，斷口呈粗晶狀等）的現(xiàn)象。鋼過熱，在淬火時極易發(fā)生變形和開裂過熱返修： 如過熱A冷卻轉變成M等非平衡組織，則很難用上述方法消除過熱。第37頁，共48頁，

30、2022年，5月20日，22點50分，星期三 第七節(jié) 非平衡組織加熱時奧氏體的形成非平衡組織（M、B、M回、W等）加熱， A形成初期獲得針狀和顆粒狀兩種形態(tài)A晶粒，影響最終晶粒粗細等形成規(guī)律：與鋼成分、原始組織、加熱條件等有關 以板條M為例，討論非平衡組織加熱時A形成一、針狀奧氏體的形成 低、中碳合金鋼，板條狀M為原始組織，Ac1Ac3間，慢速和極快速加熱時，在M板條間可形成針狀A。原A晶界、M束界及塊界則形成顆粒狀A。 慢速加熱，針狀A常在M板條邊界上處形核，沿板條界長成針狀A 非平衡組織加熱時形成的針狀奧氏體第38頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三一束M板條中的板條

31、間形成的針狀A可能具有相同的空間取向，且都和M板條保持K-S關系： (111)/(011)；011 /111 延長時間、提高溫度，同一板條束內(nèi)的針狀A可長大合并為一個等軸A晶粒，但仍可在觀察到針狀A的痕跡。不同點：（1）在原A晶界上存在部分細小的等軸A晶粒；（2）在原始A晶粒內(nèi)也存在與周圍A向不同的孤立的等軸A晶粒，它們可能是在M束界、塊界或夾雜物邊界上形成的針狀A在板條M基體上形核長大過程示意圖a) 析出Fe3C的板條M；b) 針狀A形核；c) 針狀A合并長大；d) 粗大A晶粒復原；e) 淬火后獲得的粗大板條A第39頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三形成針狀A的先決條

32、件： 原始組織中的M板條加熱到Ac1以上時未再結晶，板條特征保留 如Ac1Ac3之間，M板條已再結晶，板條特征消失，不形成針狀A，原始A晶粒不復原形核機制：由上述歸納出 慢加熱，針狀A形核前，M已分解，沿板條界析出Fe3C，但基體并未再結晶，為先決條件 A核一般在有Fe3C的板條界形成，沿板條界長成針狀A。 新形成的A核與F及Ce都保持晶體學位向關系，故只可能只有一種取向，可能合并。極快速加熱：少量殘余A來不及分解，為A核，長成的針狀A具有相同的空間取向，能合并成大晶粒。第40頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三二、顆粒狀奧氏體的形成中速加熱時形成： 非平衡態(tài)組織加熱到A

33、c1Ac3之間或Ac3以上，將在原A晶界、M束界、塊界，甚至板條界通過擴散型相變形成顆粒狀A。 淬火M中的束界、塊界和板條界等形核位置較多，形成顆粒狀A往往很細 三、粗大奧氏體晶粒的遺傳性及其控制鋼的組織遺傳： 粗大非平衡組織加熱，一定條件下，新A晶?？赡芾^承和恢復原粗大A晶粒結果： 粗大組織遺傳，鋼的韌性得不到恢復，斷口仍呈粗晶狀，過熱組織的影響在重新A化后未能消除第41頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三（一）影響鋼組織遺傳因素1、原始組織 當原始組織為P類型組織時，一般不發(fā)生； 原始組織為非平衡組織時，組織遺傳較普遍。其中以貝氏體較馬氏體的組織遺傳性強。 合金結構鋼

34、容易得到非平衡組織，所以容易出現(xiàn)組織遺傳。2、加熱速度 非平衡組織的合金鋼加熱，不論是慢速加熱還是快速加熱都容易出現(xiàn)組織遺傳現(xiàn)象，只有采用中速加熱時才有可能避免出現(xiàn)組織遺傳。加熱速度對組織遺傳的影響第42頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三（二）斷口遺傳斷口遺傳：消除了組織遺傳后，A晶粒細化，但斷口粗大，細晶粒組織出現(xiàn)粗晶斷口 如，30CrMnSi和37CrNi3鋼經(jīng)1280oC加熱淬油，A晶粒為1級，再次以100200 oC/min的速度加熱至860oC水淬，A晶粒已經(jīng)細化至68級，但斷口仍是粗大的。斷口遺傳按形成機制可分為四類：1. 石狀斷口。過熱鋼中的MnS等將溶入

35、奧氏體中，因Mn與S是內(nèi)表面活性物質，向A晶界偏聚，過熱后慢冷，MnS將沿奧氏體晶界析出，再次正常溫度加熱，粗大組織細化，但原粗大奧氏體晶界分布MnS不能溶解，仍分布在原奧氏體晶界，使原奧氏體晶界弱化，故斷裂將沿原奧氏體晶界發(fā)生，形成粗大斷口，稱為石狀斷口。2.偽斷口遺傳。過熱不嚴重，與MnS無關過熱淬火組織中速加熱，原粗大奧氏體晶界形成的新的奧氏體的核只能往一側長成球冠狀，故原粗大奧氏體晶粒邊界將成為新形成的小奧氏體晶粒邊界而被保留。類似粗晶斷口，實則沿新小晶粒邊界斷裂的細晶斷口，不降低鋼韌性第43頁，共48頁，2022年，5月20日，22點50分，星期三3. 與晶粒內(nèi)織構有關的偽斷口遺傳。 在發(fā)生穿晶準解理斷裂時也可能出現(xiàn)一種偽斷口遺傳。 晶內(nèi)織構：一個粗大奧氏體晶粒衍生出來的空間取向不同的眾多的細小奧氏體晶粒的低指數(shù)晶面很可能是平行的。如果穿晶準解理斷裂是沿這樣的低指數(shù)晶面發(fā)展將呈現(xiàn)出粗晶穿晶斷口。4.與回火脆性有關的斷口遺傳。 當?shù)诙握囟燃訜岽慊鸬玫郊毿●R氏體組織后，如果在發(fā)生低溫回火脆性或高溫回火脆性的溫度區(qū)域回火，則伴隨著回火脆性的發(fā)生，將出現(xiàn)沿原粗大奧氏體晶界的斷裂，出現(xiàn)斷口遺傳。第一次過熱時在原奧氏體晶界發(fā)生了Cr、Ni、S、P等能促進回火脆性的元素的偏聚。第二次正常溫度加熱時，這些偏聚未能消除，第44頁，共48頁，2022年，5月20